熔模精铸大型复杂厚壁钛合金机匣是重型燃气轮机的核心部件之一，该铸件具有轮廓高、壁厚大和形状复杂等特征，存在整体成形困难、缩松缩孔缺陷多、尺寸精度低等难题，限制了高功率燃气轮机的装配和使用。本工作采用ProCAST软件开展了离心铸造过程凝固温度场和流场研究，通过分析模拟结果确定了潜在的孤立液相区范围，根据离心铸造特性推导出用于设计螺旋形横浇道和倾斜冒口的数学模型，基于此构建了集合排气集渣、调节流量和优化温度场的一体化浇注系统结构，能够有效降低凝固缺陷。进一步，开发了蜡模分体拼接方案，同时构筑了直浇道、横浇道、内浇道截面积比例为1∶2.5∶6的浇注系统蜡模树组，结合尺寸定型和型壳加固工装，最终获得了充填完整、冶金质量良好和尺寸精确的优质铸件。为重型燃气轮机的钛合金机匣规模化制造提供了有效的技术指导，其浇注系统构型对于其他大型复杂厚壁钛合金铸件也有一定参考价值。

以β-Ti为研究对象，采用基于密度泛函理论的第一性原理计算的方法，用V原子取代Ti原子构建不同V含量的Ti-V系模型，对其力学性能及电子结构进行计算。计算结果表明：V原子的添加会降低β-Ti的弹性常数和弹性模量，并提升体系的塑韧性，这是由于在形成Ti-V体系时，两种原子均失去电子，体系的电子活跃程度增加，类金属键的键性增强，塑韧性得到提升。此外Ti和V原子的3d轨道主要参与成键，这是导致塑韧性提升的关键原因。同时还有部分电子聚集在两种原子周围，且具备一定的方向性，说明体系内部也有共价键存在，共价键的存在是提升体系机械稳定性的关键所在。

研究了搅拌摩擦加工速比因子对Al-3Mg-0.1Sc-0.1Zr合金显微组织、显微硬度和超塑性能的影响。结果表明，随着速比因子和热输入的增加，搅拌区面积增大，晶粒尺寸变大，动态再结晶更加充分，而搅拌区硬度峰值降低。不同速比因子加工的合金在温度为475 ℃、应变速率为10^-2 s^-1的条件下进行拉伸实验时均发生高应变速率超塑性，并观察到3种类型的真应力-真应变曲线。其中速比因子为4的合金延伸率最高，达到2500%，且在拉伸断裂前产生明显的应变硬化，这将改善常见的超塑性成形后期应力软化流失现象，表现出较高的工程应用价值。优异的超塑性主要归因于热稳定性好的等轴细晶以及高比例的大角度晶界组织，基于晶粒长宽比、孔洞演变以及断口侧面形貌分析，各速比因子下合金超塑性变形的主要机制为晶界滑移。

重型燃气轮机用镍基高温合金通常具有较高的Cr含量，但高Cr含量给合金的成分设计优化带来了困难。特别是，为了避免有害拓扑密排（TCP）相的析出，限制了固溶强化元素W、Mo的含量。本工作采用复杂多组元扩散多元节技术，研究了W、Mo含量变化对燃机用镍基定向高温合金DZ409在900 ℃、1000 h时效条件下γ/γ'两相状态和TCP相析出的影响作用。实验结果表明：当Mo含量不变时，W含量由3.8wt%继续增加至4.3wt%时，γ'相体积分数略有减少，γ'相尺寸减小且形貌保持球形。当W含量超过4.3wt%时，合金中开始析出σ相和P相。当Mo含量由1.4wt%增加至1.6wt%，同时W含量从4.0wt%降至3.3wt%时，γ'相体积分数略有增加，γ'相尺寸减小且形貌保持方形。Mo含量超过1.6wt%后，合金中析出σ相和P相。根据APT尖端重构图和各主要元素的离子分布图可知，W含量增大会促进TCP相析出，添加Mo同时减少W也会促进合金析出TCP相，主要因为W、Cr等元素在γ基体中的富集，使γ相中难熔元素总量超过γ基体固溶极限。

研究了添加1at%前过渡族金属（M=Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo）对Fe_84.5B₁₃Cu_1.5M₁合金快淬结构、晶化组织以及磁性能的影响规律，探讨了不同M影响合金结构及其磁性能的机理。结果表明，除M=Zr快淬合金为完全非晶态外，其余合金均有平均晶粒尺寸（d_α-Fe）小于10 nm的高数密度（N_d）的预存α-Fe晶粒弥散分布于非晶基体中；M掺杂可不同程度降低合金中预存α-Fe的N_d和d_α-Fe，降幅顺次为Cr<V<Mo<Nb<Ti<Zr，与M元素增大合金的原子尺寸错配度和负混合焓值而提升非晶形成能力的程度呈正相关。M掺杂对热处理后获得的α-Fe相/非晶纳米复相组织和磁性能影响显著，相较于Fe_85.5B₁₃Cu_1.5，M=V/Cr/Nb/Mo合金的α-Fe平均晶粒尺寸（D_α-Fe）和矫顽力（H_c）降低，而M=Ti/Zr合金的D_α-Fe和H_c增加；掺杂合金的饱和磁感应强度（B_s）均略有减小；其中，M=Mo合金具有最佳的纳米晶组织和软磁性能，其D_α-Fe、H_c和B_s分别为14.9 nm、8.3 A/m和1.84 T，显著优于Fe_85.5B₁₃Cu_1.5合金的17.9 nm、22.1 A/m和1.90 T。掺杂Mo实现了快淬合金中预存α-Fe晶粒的N_d和d_α-Fe的优化匹配，增强了热处理晶化过程中的α-Fe晶间协调竞争生长效应，有效细化了纳米晶组织，因而降低磁晶各向异性，提高软磁性。

采用SEM、拉伸试验和持久实验等手段探究了热处理对一种高硼Ni₃Al基高温合金组织及力学性能的影响。结果表明，固溶温度由1080 ℃升高至1150 ℃时，枝晶干γ'相的体积分数逐渐降低，形态逐渐由块状向球形转变，γ通道内部析出了细小的三次γ'相。温度由1080 ℃升至1120 ℃时，骨架状一次硼化物部分回溶，颗粒状二次硼化物析出，且随着温度升高，二次硼化物析出倾向增大，温度升至1150 ℃固溶时硼化物完全回溶。经900 ℃×10 h时效后，1080 ℃固溶的合金在800 ℃拉伸时具有900 MPa的极限抗拉强度，在800 ℃/580 MPa具有144.5 h的持久寿命，综合力学性能最优，因此试验合金的最佳热处理工艺为1080 ℃×4 h→空冷+900 ℃×10 h→空冷。

Fe-Al合金兼具优异机械性能、低成本和中等磁致伸缩性能，是具有巨大应用潜力的新型磁致伸缩材料。本研究利用电弧熔炼制备（Fe₈₁Al₁₉）_100-xCe_x（x=0、0.05、0.1、0.2、0.3、0.4，at%）合金，分析微量稀土元素Ce对Fe₈₁Al₁₉合金的组织、织构和磁致伸缩性能的影响规律。结果表明：在Fe₈₁Al₁₉合金中添加微量Ce使等轴晶转变为柱状晶，并显著提升了有利的η织构体积分数。但柱状晶特征随着Ce含量提高逐渐减弱，导致了η织构的减弱和γ与α织构体积分数的提高。随着Ce元素含量的增加，晶界和晶粒内部区域形成大量富Ce的第二相。其中晶界处主要为富Ce-Al第二相，而在晶内为由Ce-Al包裹富Fe-Ce相的复合第二相。微量Ce元素掺杂显著提高了Fe₈₁Al₁₉合金的磁致伸缩性能，特别是当Ce含量为0.05%时，磁致伸缩系数达到峰值153 ppm，增幅达89%。磁致伸缩系数的显著提升归因于微量Ce元素添加形成更多包含η织构柱状晶以及微量Ce元素固溶导致更多纳米异质相的形成。

研究了一种第二代镍基单晶高温合金经过真空固溶热处理后表面化学成分和显微组织的变化，重点研究了加氩气分压和不加氩气分压两种条件对铸件表层的影响。结果表明，在高温真空热处理过程中，加氩气分压进行固溶热处理时，试棒表面出现贫Cr层，表面层形成了明显的3层分布，接近基体的过渡层主要为γ'相+拓扑密堆相（TCP），次表层为γ'相+TCP+β相，表层为γ'相+β相。此时，金属Al和Ni元素在表面沉积。不加氩气分压处理时，试棒表面同样出现贫Cr层，形成了过渡层主要为γ'相+TCP相，表层为γ'相+TCP+β相的2层结构。真空热处理过程中，铸件表面元素的挥发、沉积、氧化、扩散等反应将同时发生。受温度、真空度和分压压力的影响，铸件表面将出现沉积层、贫化层和过渡层。同时对过程中各类反应的热力学和动力学原理进行了详细分析。

采用高能球磨（high-energy ball milling, HEM）和放电等离子烧结（spark plasma sintering, SPS）工艺制备Ti-47.5Al-6.8Nb-0.2W-xY（x=0，0.1，0.2，at%）合金，通过SEM、EBSD、TEM等研究Y微合金化对Ti-47.5Al-6.8 Nb-0.2W合金高温压缩蠕变性能的影响，分别在800~850 ℃进行蠕变试验，应力为250 MPa，时间为50 h。结果表明：Ti-47.5Al-6.8Nb-0.2W-xY合金均由等轴γ晶粒、γ晶界的块状α₂和B2相、α₂/γ片层团组成。添加的Y主要以Al₂Y颗粒的形式在晶界处形成链状结构，Y能细化晶粒并增大α₂/γ片层团，Y含量由0增至0.2at%时，晶粒尺寸从12.1 μm减小至7.8 μm，细化效果最为显著。在蠕变后合金中γ晶粒轻微扁平化，片层发生弯曲和退化现象，片层团内部出现大量细小的再结晶晶粒及球状B2相，蠕变温度升高促进动态再结晶形成。Y的加入显著提高合金的压缩蠕变性能，在800 ℃下，0.2Y合金的最大蠕变应变为8.96%，稳态蠕变速率为4.01×10^-7 s^-1，与无Y合金相比分别降低了32.83%和38.31%。合金力学性能的改善是由于Al₂Y颗粒的第二相强化、片层细化和B2相的减少。

采用等通道双转角挤压（equal channel dual angle pressing, ECDAP）大塑性变形工艺制备N36锆合金试样，并进行退火和时效处理。使用OM观察了初始显微组织，使用SEM及TEM分析了沉淀相种类及形貌特征。结合价电子密度差与抗拉强度，分析了时效处理后α-Zr基体与（Zr, Nb）₂Fe沉淀相界面的键合机制，探究了（Zr, Nb）₂Fe颗粒析出行为对ECDAP工艺制备N36锆合金组织及性能的影响。结果表明：ECDAP工艺可以显著细化晶粒，并促进N36锆合金中沉淀相的均匀分布。析出相主要由Zr（Nb, Fe）₂和（Zr, Nb）₂Fe组成，并有大量的内部条纹位错。α-Zr基体与（Zr, Nb）₂Fe沉淀相界面处的价电子密度差为91.02%，晶格失配导致界面位错运动阻力增大，不稳定性提高，易产生相对运动并引发层错。界面位错可能诱导基体位错移动以满足变形需要。4和8 h时效后N36锆合金抗拉强度增幅分别达到2.14%和10.36%，这是由于沉淀相与基体间的强电子不连续性导致的第二相强化增加。